CN104032245A - 一种超细晶高性能CuCrNiSi合金槽楔制备工艺 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及大功率发电机转子槽楔材料领域,具体地说是一种超细晶高性能CuCrNiSi合金槽楔的制备工艺。本发明对CuCrNiSi合金槽楔的制备工艺进行改进,通过引入连续挤压工艺,实现细化晶粒,之后再通过微冷变形及时效处理,实现高强高导CuCrNiSi合金槽楔的制备。该工艺能显著细化CuCrNiSi合金的晶粒,并通过晶粒细化、形变强化以及析出强化,提高槽楔的力学性能,同时保证较高的电学性能,进而制备性能优良的CuCrNiSi槽楔材料。利用连续挤压显著细化CuCrNiSi合金的晶粒,形成超细晶CuCrNiSi合金,使其在保持导电率基本不变以及较低的冷变形量的条件下,力学性能得到显著提高。
Description
技术领域
本发明涉及大功率发电机转子槽楔材料领域,具体地说是一种超细晶高性能CuCrNiSi合金槽楔的制备工艺。
背景技术
发电机转子是汽轮发电机组中最为关键的核心构件,铜合金槽楔镶嵌在转子的内表面,承接转子线槽内的线圈并随转子高速旋转。在旋转过程中,槽楔需承受巨大的离心力,需要具备较高的强度、较好的延展性和优异的导电率。同时,在非正常条件下槽楔还需承受由短路所造成的温升。因此,除具备良好的力学性能外,还需要具备一定的高温性能。随着汽轮发电机组技术的发展,对铜合金槽楔的性能需求越来越高。从上个世纪60年带开始,槽楔主要采用的是CuCo2BeZr合金,但由于合金存在Be等环境不友好元素,一直受到诟病。
后期,我们国家开展逐步发展CuNiCrSi系列合金,但是该系列合金在较低冷变形量的条件下的各项性能显著低于CuCo2BeZr合金,尤其是在抗拉强度方面。而如果通过单纯的加大冷变形量来提高合金的强度,又会对槽楔的安全性产生较大的影响。因此,如何保证不损害导电率的条件下,通过较低的冷变形来获得高强度CuNiCrSi合金成为一大难题。
发明内容
本发明的目的是提供一种超细晶高性能CuCrNiSi合金槽楔制备工艺,利用连续挤压显著细化CuCrNiSi合金的晶粒,形成超细晶CuCrNiSi合金,使其在保持导电率基本不变以及较低的冷变形量的条件下,力学性能得到显著提高。
为了实现上述目的,本发明的技术方案是:
一种超细晶高性能CuCrNiSi合金槽楔制备工艺,具体制备步骤如下:
(1)采用真空感应熔炼CuCrNiSi铸锭;
(2)在900~940℃之间挤压成棒材,挤压比为6.0~10.0,水淬至室温;
(3)棒材进行连续挤压处理,挤压成接近成品形状槽楔,挤压比控制在0.6~1.2,水冷至室温;
(4)连续挤压后,槽楔经过加工率为0~6%的冷拉拔处理,形成成品槽楔形状;
(5)成品形状的槽楔在450~520℃进行1~3小时的时效处理。
所述的超细晶高性能CuCrNiSi合金槽楔制备工艺,按重量百分比计,CuCrNiSi合金的化学成分为,0<Cr≤0.30%;1.5<Ni≤2.4%;0.6<Si≤1.5%;0<Zr≤0.4%,其余杂质含量总和≤0.30%,Cu余量。
所述的超细晶高性能CuCrNiSi合金槽楔制备工艺,连续挤压处理后,CuCrNiSi合金槽楔的晶粒显著细化,晶粒尺寸范围为0.2~10μm。
所述的超细晶高性能CuCrNiSi合金槽楔制备工艺,槽楔的冷变形量较低,仅为0~6%。
所述的超细晶高性能CuCrNiSi合金槽楔制备工艺,经过冷拉拔变形和时效处理后,屈服强度范围为650~700MPa,抗拉强度范围为680~750MPa,延伸率范围为14~18%,导电率30~40%IACS。
本发明的设计思想是:
本发明对CuCrNiSi合金槽楔的制备工艺进行改进,通过引入连续挤压工艺,实现细化晶粒,之后再通过微冷变形及时效处理,实现高强高导CuCrNiSi合金槽楔的制备。该工艺能显著细化CuCrNiSi合金的晶粒,并通过晶粒细化、形变强化以及析出强化,提高槽楔的力学性能,同时保证较高的电学性能,进而制备性能优良的CuCrNiSi槽楔材料。
本发明的优点及有益效果在于:
1、本发明通过采用连续挤压工艺,CuCrNiSi合金的晶粒得到明显细化。
2、本发明通过采用连续挤压和冷变形时效处理,使得CuCrNiSi合金的力学性能得到明显提高,并且导电率没有显著降低。
3、本发明通过对CuCrNiSi合金进行连续挤压后,仅需很小的冷变形量,甚至无需进行冷变形,在时效后仍然获得较高的力学性能。
附图说明
图1为本发明超细晶高性能槽楔制备工艺流程图。
图2为本发明超细晶CuCrNiSi槽楔的显微组织照片。
图3为普通工艺生产的CuCrNiSi槽楔的显微组织照片。
具体实施方式
在本发明的具体实施方式中,超细晶高性能CuCrNiSi合金槽楔制备工艺,具体步骤如下:
(1)采用真空感应熔炼CuCrNiSi铸锭;
(2)在900~940℃之间挤压成棒材,挤压比为6.0~10.0,水淬至室温;
(3)棒材进行连续挤压处理,挤压成接近成品形状槽楔,挤压比控制在0.6~1.2,水冷至室温;
在通过连续挤压设备进行连续挤压的过程中,挤压轮的转速控制在1~10rpm,模具初始温度400±20℃,CuCrNiSi合金在模具出口处的温度为500±20℃。
(4)连续挤压后,槽楔经过加工率为0~6%(优选为1~4%)的冷拉拔处理,形成成品槽楔形状;
(5)成品形状的槽楔进行450~520℃保温1~3小时的时效处理。
其中,按重量百分比计,CuCrNiSi合金的化学成分为,0<Cr≤0.30%(优选为0.15≤Zr≤0.25%);1.5<Ni≤2.4%;0.6<Si≤1.5%;0<Zr≤0.4%(优选为0.15≤Zr≤0.35%,其余杂质含量总和≤0.30%,Cu余量。连续挤压处理后,CuCrNiSi合金的晶粒显著细化,晶粒尺寸在0.2~10.0μm范围内(获得最优性能的晶粒尺寸范围为0.5~5.0μm)。
本发明CuCrNiSi合金的化学成分中,采用特定含量的Zr、Cr,并与Ni、Si、协同作用增加合金的力学性能。这是因为已有的研究结果表明,含有Cr和Zr的Cu合金进行连续挤压过程中,会有弥散的纳米级的单质Cr、富Cr相以及CuCr2Zr相析出,这些弥散的析出相不仅本身会提高合金的力学性能,而且也能够增加后续冷变形的增强效果。
一般认为,在合金固溶处理后,采用较大的冷变形,使合金内部增加位错、层错、空位和晶格畸变等晶体缺陷,使合金在时效过程中,大大增加第二相细小强化相析出时形核的核心位置和数量,析出相更加细小,更弥散分布,从而提高了合金时效后的性能。但是,过大的冷变形在提升强度的同时,却在合金内部产生大量的缺陷,而这些缺陷在随后的时效过程中不能被完全消除,降低了槽楔在使用过程中的安全性。因此,在本发明中,提高槽楔性能主要通过晶粒细化来完成,槽楔的冷变形量控制极低,仅在0~6%之间,从而保证槽楔的可靠性。
经过冷拉拔变形和时效处理后,屈服强度范围为650~700MPa,抗拉强度范围为680~750MPa,延伸率范围为14~18%,导电率30~40%IACS,形成超细晶高强高导CuCrNiSi合金槽楔。
下面通过实施例和附图对本发明进一步详细描述。
实施例1
采用纯铜、铜铬中间合金、纯锆以及纯Ni等原材料进行真空冶炼,合金化学成分见表1。
表1合金的化学成分(wt.%)
合金 | Ni | Cr | Si | Zr | Cu |
1# | 2.10 | 0.10 | 0.8 | 0.25 | 余量 |
具体的生产工艺如图1,实际操作步骤如下:
(1)铸锭利用热挤压制备CuCrNiSi合金棒材,热挤压温度900~940℃,保温时间1~3h(本实施例中,热挤压温度910℃,时间2h),挤压比为6.0~10.0(本实施例中,挤压比为8.0),水淬至室温;
(2)合金棒材进行连续挤压处理,挤压后形成槽楔坯料,挤压比为0.6~1.2(本实施例中,连续挤压出口尺寸为成品槽楔尺寸,挤压比为1),水冷至室温;
在通过连续挤压设备进行连续挤压的过程中,挤压轮的转速控制在4rpm,模具初始温度420℃,CuCrNiSi合金在模具出口处的温度约为500℃。
(3)连续挤压后,槽楔坯料经过加工率为0~6%(本实施例为3%,即未经过冷变形)的冷拉拔成半成品槽楔;其中,加工率=(冷拉拔前截面积-冷拉拔后截面积)/冷拉拔前截面积;
(4)半成品槽楔在450~520℃时效处理1~3h(本实施例中,时效处理温度480℃,时间2h),获得CuCrNiSi槽楔。
图2为成品CuCrNiSi槽楔的显微组织图,从图中可以看出,合金的晶粒较为均匀,晶粒尺寸仅为3~5μm。而未经连续挤压槽楔的微观组织(除连续挤压工艺外,其余所有工艺和参数均与实施案例1相同)见图3,其晶粒尺寸约为30μm左右,为超细晶CuCrNiSi槽楔的10倍。这种显著的晶粒细化将使得槽楔的力学性能得到较大的提高,成品槽楔的力学性能及电学性能测试结果见表2。从表中可以看出,经过连续挤压后处理,CuCrNiSi槽楔的力学性能较高,同时导电率也保持在较高的水平。
表2超细晶CuCrNiSi槽楔的力学性能及电学性能
实施例2
采用纯铜、铜铬中间合金、纯锆以及纯Ni等原材料进行真空冶炼,合金化学成分见表3。
表3合金的化学成分(wt.%)
合金 | Ni | Cr | Si | Zr | Cu |
2# | 1.9 | 0.12 | 0.7 | 0.12 | 余量 |
具体步骤如下:
(1)铸锭利用热挤压制备CuCrNiSi合金棒材,热挤压温度920℃,保温时间2h,挤压比为9.0,水淬至室温;
(2)合金棒材进行连续挤压处理,挤压后形成槽楔坯料,挤压比为0.9,水冷至室温;在通过连续挤压设备进行连续挤压的过程中,挤压轮的转速控制在4rpm,模具初始温度420℃,CuCrNiSi合金在模具出口处的温度约为500℃;
(3)连续挤压后的槽楔不经冷变形处理;
(4)槽楔在500℃时效处理3h炉冷,获得高性能CuCrNiSi成品槽楔。
该工艺条件下获得的CuCrNiSi成品槽楔的微观组织与实施案例1中相同,晶粒尺寸也没有明显变化,均为3~5μm左右。表4给出了合金的力学性能及电学性能测试结果。可以看出,经过冷变形及时效处理,铜铬锆合金焊缝屈服和抗拉强度与基体相近,并且导电率没有显著降低。
表4铜铬锆合金焊缝与基体力学及电学性能对比
实施例结果表明,本发明对CuCrNiSi槽楔的工艺改进是有效的,通过对CuCrNiSi合金进行连续挤压处理显著细化晶粒,之后进行微冷变形和时效处理,通过晶粒细化即可获得高性能槽楔材料。该工艺可显著的提高CuCrNiSi合金的力学性能,并保持较高的电学性能。
Claims (5)
1.一种超细晶高性能CuCrNiSi合金槽楔制备工艺,其特征在于,具体制备步骤如下:
(1)采用真空感应熔炼CuCrNiSi铸锭;
(2)在900~940℃之间挤压成棒材,挤压比为6.0~10.0,水淬至室温;
(3)棒材进行连续挤压处理,挤压成接近成品形状槽楔,挤压比控制在0.6~1.2,水冷至室温;
(4)连续挤压后,槽楔经过加工率为0~6%的冷拉拔处理,形成成品槽楔形状;
(5)成品形状的槽楔在450~520℃进行1~3小时的时效处理。
2.按照权利要求1所述的超细晶高性能CuCrNiSi合金槽楔制备工艺,其特征在于,按重量百分比计,CuCrNiSi合金的化学成分为,0<Cr≤0.30%;1.5<Ni≤2.4%;0.6<Si≤1.5%;0<Zr≤0.4%,其余杂质含量总和≤0.30%,Cu余量。
3.按照权利要求1所述的超细晶高性能CuCrNiSi合金槽楔制备工艺,其特征在于,连续挤压处理后,CuCrNiSi合金槽楔的晶粒显著细化,晶粒尺寸范围为0.2~10μm。
4.按照权利要求1所述的超细晶高性能CuCrNiSi合金槽楔制备工艺,其特征在于,槽楔的冷变形量较低,仅为0~6%。
5.按照权利要求1所述的超细晶高性能CuCrNiSi合金槽楔制备工艺,其特征在于,经过冷拉拔变形和时效处理后,屈服强度范围为650~700MPa,抗拉强度范围为680~750MPa,延伸率范围为14~18%,导电率30~40%IACS。
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